JPH0620815A - 希土類ボンド磁石の製造方法 - Google Patents
希土類ボンド磁石の製造方法Info
- Publication number
- JPH0620815A JPH0620815A JP4194911A JP19491192A JPH0620815A JP H0620815 A JPH0620815 A JP H0620815A JP 4194911 A JP4194911 A JP 4194911A JP 19491192 A JP19491192 A JP 19491192A JP H0620815 A JPH0620815 A JP H0620815A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- rare earth
- magnet
- mixed
- bonded magnet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
- H01F1/0596—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2 of rhombic or rhombohedral Th2Zn17 structure or hexagonal Th2Ni17 structure
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/032—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials
- H01F1/04—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of hard-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/047—Alloys characterised by their composition
- H01F1/053—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals
- H01F1/055—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5
- H01F1/059—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2
- H01F1/0593—Alloys characterised by their composition containing rare earth metals and magnetic transition metals, e.g. SmCo5 and Va elements, e.g. Sm2Fe17N2 of tetragonal ThMn12-structure
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Hard Magnetic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 粗粉末を用いても充分なる保磁力を確保で
き、もって製造性、長期信頼性等に優れた希土類ボンド
磁石の製造方法を提供する。 【構成】 希土類金属(R)、Fe およびNを主成分と
し、かつTh 2 Zn 17またはTh Mn 12型結晶構造の化
合物を主相とする合金粉末に、Sn ,Zn ,Pb,In
,Al ,Mg の少なくとも一種から成る金属粉末を3
〜30重量%混合し、この混合粉末を圧縮成形した後、
100〜600℃で熱処理を行う。
き、もって製造性、長期信頼性等に優れた希土類ボンド
磁石の製造方法を提供する。 【構成】 希土類金属(R)、Fe およびNを主成分と
し、かつTh 2 Zn 17またはTh Mn 12型結晶構造の化
合物を主相とする合金粉末に、Sn ,Zn ,Pb,In
,Al ,Mg の少なくとも一種から成る金属粉末を3
〜30重量%混合し、この混合粉末を圧縮成形した後、
100〜600℃で熱処理を行う。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、希土類金属(R)−F
e −N系ボンド磁石の製造方法に係り、さらに詳しくは
粗粉末を用いることにより、量産性と長期安定性を改良
したボンド磁石の製造方法に関する。
e −N系ボンド磁石の製造方法に係り、さらに詳しくは
粗粉末を用いることにより、量産性と長期安定性を改良
したボンド磁石の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】近年、各種電子機器の小型化に伴って高
性能なNd −Fe −B系永久磁石が広く使用されてい
る。しかしこの磁石はキュリー点が約 310℃と低いため
に温度特性が悪く、 150℃以上での使用が困難であっ
た。
性能なNd −Fe −B系永久磁石が広く使用されてい
る。しかしこの磁石はキュリー点が約 310℃と低いため
に温度特性が悪く、 150℃以上での使用が困難であっ
た。
【0003】一方、希土類金属と鉄との合金に窒素を侵
入させることにより、例えばTh 2Zn 17型結晶構造の
化合物を主相とするSm −Fe −N−H系合金が、優れ
た磁気特性と約 470℃のキュリー点をもつことが報告さ
れている。また、Th Mn 12型結晶構造の化合物を主相
とするNd −Fe −Ti −N系合金も同様な磁性をもち
えることが提案されている。
入させることにより、例えばTh 2Zn 17型結晶構造の
化合物を主相とするSm −Fe −N−H系合金が、優れ
た磁気特性と約 470℃のキュリー点をもつことが報告さ
れている。また、Th Mn 12型結晶構造の化合物を主相
とするNd −Fe −Ti −N系合金も同様な磁性をもち
えることが提案されている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記R
−Fe −N系合金は、数μmの粒径に微粉砕しなければ
永久磁石として必要な保磁力が得られず、この微粉末を
用いる分、成形性が悪化して高圧成形が必要となって金
型寿命が短縮され、その上、高温・多湿下で酸化し易い
ため、ボンド磁石としての長期信頼性に欠けるという問
題があった。
−Fe −N系合金は、数μmの粒径に微粉砕しなければ
永久磁石として必要な保磁力が得られず、この微粉末を
用いる分、成形性が悪化して高圧成形が必要となって金
型寿命が短縮され、その上、高温・多湿下で酸化し易い
ため、ボンド磁石としての長期信頼性に欠けるという問
題があった。
【0005】本発明は、上記従来の問題に鑑みてなされ
たもので、粗粉末を用いても充分なる保磁力を確保で
き、もって製造性、長期信頼性等に優れた希土類ボンド
磁石の製造方法を提供することを目的とする。
たもので、粗粉末を用いても充分なる保磁力を確保で
き、もって製造性、長期信頼性等に優れた希土類ボンド
磁石の製造方法を提供することを目的とする。
【0006】
【課題を解決するための手段】上記の課題解決のため、
本発明は、希土類金属(R),Fe およびNを主成分と
し、かつTh 2 Zn 17またはTh Mn 12型結晶構造の化
合物を主相とする平均粒径20〜 150μmの合金粉末に、
Sn ,Zn ,Pb ,In ,Al ,Mg の少なくとも一種
から成る金属粉末を3〜30重量%混合し、この混合粉末
を圧縮成形した後、 100〜 600℃の温度範囲で熱処理を
行なうことを特徴とする。
本発明は、希土類金属(R),Fe およびNを主成分と
し、かつTh 2 Zn 17またはTh Mn 12型結晶構造の化
合物を主相とする平均粒径20〜 150μmの合金粉末に、
Sn ,Zn ,Pb ,In ,Al ,Mg の少なくとも一種
から成る金属粉末を3〜30重量%混合し、この混合粉末
を圧縮成形した後、 100〜 600℃の温度範囲で熱処理を
行なうことを特徴とする。
【0007】本発明において、上記R−Fe −N系合金
としては、Th 2 Zn 17型結晶構造の化合物を主相とす
るSm 2 Fe 17Nx 組成、あるいはTh Mn 12型結晶構
造の化合物を主相とするNd (Fe ,M)12Nx 組成や
Pr (Fe ,M) 12 Nx 組成が代表として挙げられる
(こゝで、Mは繊維金属を指す)。この場合、Nの含有
量としては数〜20数原子%が選択される。これらの合金
は、Fe の一部をCoやTi など他の遷移金属で置換し
たり、希土類金属として2種以上の希土類金属を用いる
ことができる。これらの合金は、飽和磁束密度、結晶磁
気異方性およびキュリー点が大幅に上昇し、永久磁石素
材として優れたものになる。特にCo は、キュリー点の
上昇と耐食性の向上に効果がある。また上記窒素を炭素
で置き換えることによっても良好な磁気特性を得ること
ができる。
としては、Th 2 Zn 17型結晶構造の化合物を主相とす
るSm 2 Fe 17Nx 組成、あるいはTh Mn 12型結晶構
造の化合物を主相とするNd (Fe ,M)12Nx 組成や
Pr (Fe ,M) 12 Nx 組成が代表として挙げられる
(こゝで、Mは繊維金属を指す)。この場合、Nの含有
量としては数〜20数原子%が選択される。これらの合金
は、Fe の一部をCoやTi など他の遷移金属で置換し
たり、希土類金属として2種以上の希土類金属を用いる
ことができる。これらの合金は、飽和磁束密度、結晶磁
気異方性およびキュリー点が大幅に上昇し、永久磁石素
材として優れたものになる。特にCo は、キュリー点の
上昇と耐食性の向上に効果がある。また上記窒素を炭素
で置き換えることによっても良好な磁気特性を得ること
ができる。
【0008】本発明において合金粉末を得る方法は任意
であり、例えば、希土類金属とFe(および所望により
その他の金属)との母合金粉末を得て、これにNを侵入
させる方法を用いることができる。この場合、前記母合
金粉末を得る方法としては、希土類金属とFe (および
所望によりその他の金属)を所定比率で配合した原料を
高周波溶解し、その合金溶湯を鋳型に注湯して一旦合金
インゴットとなし、高温で均質化処理を行った後、ジョ
ークラッシャー、スタンプミル、ボールミル等を用いて
所望の粒度の粉末とする方法、あるいは合金溶湯を直接
急冷して粉末とする急冷法を用いることができる。
であり、例えば、希土類金属とFe(および所望により
その他の金属)との母合金粉末を得て、これにNを侵入
させる方法を用いることができる。この場合、前記母合
金粉末を得る方法としては、希土類金属とFe (および
所望によりその他の金属)を所定比率で配合した原料を
高周波溶解し、その合金溶湯を鋳型に注湯して一旦合金
インゴットとなし、高温で均質化処理を行った後、ジョ
ークラッシャー、スタンプミル、ボールミル等を用いて
所望の粒度の粉末とする方法、あるいは合金溶湯を直接
急冷して粉末とする急冷法を用いることができる。
【0009】また、上記母合金粉末へのNの侵入は、こ
の母合金粉末を高温で窒素、アンモニア、あるいは窒素
と水素の混合ガス等の窒化性ガスと接触させることによ
って行うことができる。この場合、窒化温度としては、
200℃未満ではNの侵入が不充分であり、 600℃を越え
ると所定の合金化合物相が分解し易くなるので、 100〜
600℃の範囲を選択するのが望ましい。また、窒化処理
を数十気圧の高圧力下方で行うことにより、母合金粉末
の窒化を促進することができる。さらに、上記窒化処理
の後に再度粉砕を行って、粉末粒径と磁気特性の調整を
行うことは差し支えない。
の母合金粉末を高温で窒素、アンモニア、あるいは窒素
と水素の混合ガス等の窒化性ガスと接触させることによ
って行うことができる。この場合、窒化温度としては、
200℃未満ではNの侵入が不充分であり、 600℃を越え
ると所定の合金化合物相が分解し易くなるので、 100〜
600℃の範囲を選択するのが望ましい。また、窒化処理
を数十気圧の高圧力下方で行うことにより、母合金粉末
の窒化を促進することができる。さらに、上記窒化処理
の後に再度粉砕を行って、粉末粒径と磁気特性の調整を
行うことは差し支えない。
【0010】本発明において、合金粉末の粒径は、20μ
m未満ではボンド磁石化するに際して高圧成形を必要と
するために量産上好ましくないばかりか、製造工程中で
酸化し易くなり、一方、 150μmを越えると窒素の侵入
が充分に行われないため、20〜 150μmの範囲とした。
m未満ではボンド磁石化するに際して高圧成形を必要と
するために量産上好ましくないばかりか、製造工程中で
酸化し易くなり、一方、 150μmを越えると窒素の侵入
が充分に行われないため、20〜 150μmの範囲とした。
【0011】本発明において、得られた合金粉末に混合
する金属粉末として、低融点金属であるSn ,Zn ,P
b ,In ,Al ,Mg の少なくとも一種を選択したの
は、これらの金属は、ボンド磁石用バインダーとして機
能する他に、後述の熱処理により合金粉末と一部反応し
て保磁力を増加させる働きがあるためである。これら混
合金属量は、3重量%未満では磁石としての結合強度が
不足し、30重量%を越える場合は磁気特性の低下が大き
いため、その添加量を3〜30重量%とした。
する金属粉末として、低融点金属であるSn ,Zn ,P
b ,In ,Al ,Mg の少なくとも一種を選択したの
は、これらの金属は、ボンド磁石用バインダーとして機
能する他に、後述の熱処理により合金粉末と一部反応し
て保磁力を増加させる働きがあるためである。これら混
合金属量は、3重量%未満では磁石としての結合強度が
不足し、30重量%を越える場合は磁気特性の低下が大き
いため、その添加量を3〜30重量%とした。
【0012】さらに、本発明は、圧縮成形後熱処理をし
て磁気特性(保磁力)と結合強度との向上を図ったこと
を特徴とするが、この熱処理温度としては、 100℃未満
では前記した向上がみられず、 600℃を越えると化合物
の分解を引き起こして磁気特性を低下させるため、これ
を 100〜 600℃とした。なお、この熱処理は不活性ガス
雰囲気中あるいは真空中で行うのが望ましい。また、前
記圧縮成形を 100〜 600℃で行うことにより、後の熱処
理を省略することもできる。さらに熱処理後の成形体
に、強度向上のために有機物樹脂を含浸する。あるいは
耐食性向上のために有機物または無機物の皮膜を形成す
ることも有効である。
て磁気特性(保磁力)と結合強度との向上を図ったこと
を特徴とするが、この熱処理温度としては、 100℃未満
では前記した向上がみられず、 600℃を越えると化合物
の分解を引き起こして磁気特性を低下させるため、これ
を 100〜 600℃とした。なお、この熱処理は不活性ガス
雰囲気中あるいは真空中で行うのが望ましい。また、前
記圧縮成形を 100〜 600℃で行うことにより、後の熱処
理を省略することもできる。さらに熱処理後の成形体
に、強度向上のために有機物樹脂を含浸する。あるいは
耐食性向上のために有機物または無機物の皮膜を形成す
ることも有効である。
【0013】
【作用】上述のように構成した希土類ボンド磁石におい
ては、合金粉末への低融点金属または合金添加とその後
の熱処理により、磁気特性特に保磁力が増大し、その
分、粗粉末の使用が可能になる。
ては、合金粉末への低融点金属または合金添加とその後
の熱処理により、磁気特性特に保磁力が増大し、その
分、粗粉末の使用が可能になる。
【0014】
【実施例】以下、本発明の実施例を添付図面も参照して
説明する。
説明する。
【0015】実施例1 純度99.9%のサマリウムおよび電解鉄を所定の比率で配
合し、高周波溶解してTh 2 Zn 17型結晶構造を主相と
するSm2Fe17 組成の合金インゴットを製作した。この
インゴットに1200℃、12時間、Ar ガス雰囲気下で均質
化処理を施した後、スタンプミルとボールミルによって
平均粒径5〜 180μmの各種母合金粉末を得た。次に、
この合金粉末を5気圧の窒素ガス中で、 450℃、2〜24
時間保持してNを侵入させて合金粉末(窒化粉末)を得
た。続いて、これらの窒化粉末に、粒径5μmのZn 粉
末を10重量%添加してボールミルにより混合し、この混
合粉末を15 kOe の磁界を印加しながら5 Ton/cm2 の
圧力で圧縮成形した。その後、この成形体を電気炉に装
入して、アルゴンガス雰囲気中、 400℃で6時間熱処理
を行い、複数の磁石体試料を得た。得られた磁石体試料
は、X線回折法によって結晶構造を確認し、磁気特性は
B−Hトレーサーによって測定した。一方、前記窒化粉
末の長期安定性を知るために、 125℃の恒温槽に 500時
間保持して、粉末の重量変化を測定した。
合し、高周波溶解してTh 2 Zn 17型結晶構造を主相と
するSm2Fe17 組成の合金インゴットを製作した。この
インゴットに1200℃、12時間、Ar ガス雰囲気下で均質
化処理を施した後、スタンプミルとボールミルによって
平均粒径5〜 180μmの各種母合金粉末を得た。次に、
この合金粉末を5気圧の窒素ガス中で、 450℃、2〜24
時間保持してNを侵入させて合金粉末(窒化粉末)を得
た。続いて、これらの窒化粉末に、粒径5μmのZn 粉
末を10重量%添加してボールミルにより混合し、この混
合粉末を15 kOe の磁界を印加しながら5 Ton/cm2 の
圧力で圧縮成形した。その後、この成形体を電気炉に装
入して、アルゴンガス雰囲気中、 400℃で6時間熱処理
を行い、複数の磁石体試料を得た。得られた磁石体試料
は、X線回折法によって結晶構造を確認し、磁気特性は
B−Hトレーサーによって測定した。一方、前記窒化粉
末の長期安定性を知るために、 125℃の恒温槽に 500時
間保持して、粉末の重量変化を測定した。
【0016】図1は、磁石体試料の最大磁気エネルギー
積BHmax 、保磁力 iHc および残留磁束密度Br に及
ぼす合金粉末の平均粒径の影響を見たものである。図1
より、最大磁気エネルギー積BHmax と残留磁束密度B
r は、平均粉末粒径が25μmでピークとなるものの、平
均粉末粒径20〜 150μmの範囲において高値となり、ま
た保磁力 iHc は、単磁区粒子理論に従って窒化粉末粒
径が小さくなるにつれて増大している。
積BHmax 、保磁力 iHc および残留磁束密度Br に及
ぼす合金粉末の平均粒径の影響を見たものである。図1
より、最大磁気エネルギー積BHmax と残留磁束密度B
r は、平均粉末粒径が25μmでピークとなるものの、平
均粉末粒径20〜 150μmの範囲において高値となり、ま
た保磁力 iHc は、単磁区粒子理論に従って窒化粉末粒
径が小さくなるにつれて増大している。
【0017】図2は、窒化粉末の酸化重量増加に及ぼす
平均粉末粒径と保持時間の影響を見たものである。図2
より、窒化粉末は粒径が大きいほど酸化による重量増加
率が小さくなり、長期安定性に優れることが示されてい
る。
平均粉末粒径と保持時間の影響を見たものである。図2
より、窒化粉末は粒径が大きいほど酸化による重量増加
率が小さくなり、長期安定性に優れることが示されてい
る。
【0018】実施例2 実施例1において製作したSm 2 Fe 17N3 組成の平均
粒径5〜 180μmの窒化粉末に混合金属(金属バインダ
ー)として、Sn ,Zn ,Pb,In ,Al ,Mg ,C
u あるいはそれらの合金を10重量%添加し、実施例1と
同様に混合、成形した。その後、この成形体を電気炉に
装入しアルゴンガス雰囲気中所定の温度で2時間の熱処
理を行って磁石試料1〜7を製作し、これらを実施例1
と同様の磁気特性の測定試験に供した。また比較のた
め、前記金属バインダーを全く含まない磁石試料8を製
作し、これも同様の磁気特性の測定試験に供した。結果
を表1に示す。なお、表1中の混合金属の数値は重量%
を表している。また、表中の記号※は比較材を表してい
る。
粒径5〜 180μmの窒化粉末に混合金属(金属バインダ
ー)として、Sn ,Zn ,Pb,In ,Al ,Mg ,C
u あるいはそれらの合金を10重量%添加し、実施例1と
同様に混合、成形した。その後、この成形体を電気炉に
装入しアルゴンガス雰囲気中所定の温度で2時間の熱処
理を行って磁石試料1〜7を製作し、これらを実施例1
と同様の磁気特性の測定試験に供した。また比較のた
め、前記金属バインダーを全く含まない磁石試料8を製
作し、これも同様の磁気特性の測定試験に供した。結果
を表1に示す。なお、表1中の混合金属の数値は重量%
を表している。また、表中の記号※は比較材を表してい
る。
【0019】
【表1】
【0020】表1から明らかなように、本発明にかかる
磁石試料1〜6はいずれも、残留磁束密度Br 、保磁力
iHc 共に高い値が得られ、本発明において規定したい
わゆる低融点金属・合金類の使用が磁気特性の向上に効
果があることが明らかとなった。これに対して、比較例
試料7は磁気特性において本発明にかかる磁石試料には
及ばず、Cu が磁石用バインダーとして適さないことが
分かった。また比較例試料8は金属バインダーを使用し
ていないため強度が低く、保磁力 iHc も低い。
磁石試料1〜6はいずれも、残留磁束密度Br 、保磁力
iHc 共に高い値が得られ、本発明において規定したい
わゆる低融点金属・合金類の使用が磁気特性の向上に効
果があることが明らかとなった。これに対して、比較例
試料7は磁気特性において本発明にかかる磁石試料には
及ばず、Cu が磁石用バインダーとして適さないことが
分かった。また比較例試料8は金属バインダーを使用し
ていないため強度が低く、保磁力 iHc も低い。
【0021】実施例3 実施例1において製作した平均粒径25μmの窒化粉末
に、粒径5μmのZn 粉末を1〜40重量%添加し、ボー
ルミルにより混合した。この混合粉末を15 kOeの磁界
を印加しながら7 ton/cm2 の圧力で圧縮成形し、この
成形体を電気炉に装入して、アルゴンガス雰囲気中 500
℃で1時間熱処理を行って磁石体試料11〜17を製作
し、これらを実施例1と同様の磁気特性の測定試験に供
した。結果を表2に示す。
に、粒径5μmのZn 粉末を1〜40重量%添加し、ボー
ルミルにより混合した。この混合粉末を15 kOeの磁界
を印加しながら7 ton/cm2 の圧力で圧縮成形し、この
成形体を電気炉に装入して、アルゴンガス雰囲気中 500
℃で1時間熱処理を行って磁石体試料11〜17を製作
し、これらを実施例1と同様の磁気特性の測定試験に供
した。結果を表2に示す。
【0022】
【表1】
【0023】表2から明らかなように、本発明にかかる
Zn 混合量が3〜30%の磁石試料12〜16において、
6000G以上の高い残留磁束密度Br が得られ、かつ優れ
た保磁力 iHc が得られている。これに対し、Zn 混合
量の少ない比較例試料11は、磁気特性が低い他に磁石
として必要な強度が不足していた。また、比較例試料1
7はZn 含有量が過多であるために残留磁束密度Br が
他に比べて低い。
Zn 混合量が3〜30%の磁石試料12〜16において、
6000G以上の高い残留磁束密度Br が得られ、かつ優れ
た保磁力 iHc が得られている。これに対し、Zn 混合
量の少ない比較例試料11は、磁気特性が低い他に磁石
として必要な強度が不足していた。また、比較例試料1
7はZn 含有量が過多であるために残留磁束密度Br が
他に比べて低い。
【0024】実施例4 実施例1で製作した平均粒径50μmの窒化粉末と、この
粉末をさらに3μmに粉砕した得た粉末に、それぞれ亜
鉛粉末を10重量%添加してボールミルにより混合し、こ
の混合粉末を15 kOe の磁界を印加しながら4〜10 Ton
/cm2 の圧力で圧縮成形した。その後、この成形体を電
気炉に装入して、アルゴンガス雰囲気中、 500℃で2時
間熱処理を行って複数の磁石体試料を得、これらの磁気
特性をB−Hトレーサーによって測定した。
粉末をさらに3μmに粉砕した得た粉末に、それぞれ亜
鉛粉末を10重量%添加してボールミルにより混合し、こ
の混合粉末を15 kOe の磁界を印加しながら4〜10 Ton
/cm2 の圧力で圧縮成形した。その後、この成形体を電
気炉に装入して、アルゴンガス雰囲気中、 500℃で2時
間熱処理を行って複数の磁石体試料を得、これらの磁気
特性をB−Hトレーサーによって測定した。
【0025】図3は、最大磁気エネルギー積BHmax と
磁石体密度に及ぼす平均粉末粒径と成形圧力の影響を見
たものである。同図より、50μmの粗粉末を使用した磁
石体試料は比較的低圧成形においても高密度化し、また
成形圧力4 ton/cm2 以上でBHmax 10MGOe 以上の
優れた磁気特性が得られ、微粉末を用いるよりも生産上
好適であることが明らかとなった。
磁石体密度に及ぼす平均粉末粒径と成形圧力の影響を見
たものである。同図より、50μmの粗粉末を使用した磁
石体試料は比較的低圧成形においても高密度化し、また
成形圧力4 ton/cm2 以上でBHmax 10MGOe 以上の
優れた磁気特性が得られ、微粉末を用いるよりも生産上
好適であることが明らかとなった。
【0026】実施例5 純度99%以上のネオジウム、電解鉄、コバルト、及びT
i またはMo を所定の比率で配合、溶解してTh Mn 12
型結晶構造の化合物を主相とするNd Fe 9 Co2Ti ,
Nd Fe 9 Co 2 Mo 組成の合金インゴットを製作し
た。これを1200℃、12時間アルゴンガス雰囲気下で均質
化処理を行った後、スタンプミルとボールミルによって
粉砕して平均粒径30μmの母合金粉末を得た。次に、こ
の母合金粉末を30気圧の窒素ガス中で 360℃、16時間保
持してNを侵入させて窒化粉末を得た。続いてこの窒化
粉末と、さらにこれを3μm迄に粉砕した粉末に、粒径
5μmのZn 粉末を10重量%添加混合し、この混合粉末
を15 kOe の磁界を印加しながら5 Ton/cm2 の圧力で
圧縮成形した。その後、この成形体を電気炉に装入し
て、アルゴンガス雰囲気中、 375℃で6時間熱処理を行
って磁石体試料21〜24を製作し、これらの実施例1
と同様の磁気特性の測定試験に供した。結果を表3に示
す。
i またはMo を所定の比率で配合、溶解してTh Mn 12
型結晶構造の化合物を主相とするNd Fe 9 Co2Ti ,
Nd Fe 9 Co 2 Mo 組成の合金インゴットを製作し
た。これを1200℃、12時間アルゴンガス雰囲気下で均質
化処理を行った後、スタンプミルとボールミルによって
粉砕して平均粒径30μmの母合金粉末を得た。次に、こ
の母合金粉末を30気圧の窒素ガス中で 360℃、16時間保
持してNを侵入させて窒化粉末を得た。続いてこの窒化
粉末と、さらにこれを3μm迄に粉砕した粉末に、粒径
5μmのZn 粉末を10重量%添加混合し、この混合粉末
を15 kOe の磁界を印加しながら5 Ton/cm2 の圧力で
圧縮成形した。その後、この成形体を電気炉に装入し
て、アルゴンガス雰囲気中、 375℃で6時間熱処理を行
って磁石体試料21〜24を製作し、これらの実施例1
と同様の磁気特性の測定試験に供した。結果を表3に示
す。
【0027】
【表3】
【0028】表3から明らかなように、本発明にかかる
30μmの粗粉末を用いた磁石体試料22と24は、合金
種類にかかわらず、3μmの微粉末を用いた磁石体試料
21と23に比べ、優れた磁気特性(BHmax )が得ら
れている。
30μmの粗粉末を用いた磁石体試料22と24は、合金
種類にかかわらず、3μmの微粉末を用いた磁石体試料
21と23に比べ、優れた磁気特性(BHmax )が得ら
れている。
【0029】実施例6 実施例1と同様にしてサマリウムと電解鉄を原料にして
Sm2Fe17 組成の合金インゴットを製作し、均質化処
理、粉砕、窒化処理を行って平均粒径25μmの窒化粉末
を得た。この粉末に、Sn 粉末を6重量%添加混合し、
磁界中で5 Ton/cm2 の圧力で圧縮成形した後、電気炉
中、 100〜 700℃の温度範囲で4時間熱処理を行って複
数の磁石体試料を得、実施例1と同様にこれらの磁気特
性をB−Hトレーサーによって測定した。
Sm2Fe17 組成の合金インゴットを製作し、均質化処
理、粉砕、窒化処理を行って平均粒径25μmの窒化粉末
を得た。この粉末に、Sn 粉末を6重量%添加混合し、
磁界中で5 Ton/cm2 の圧力で圧縮成形した後、電気炉
中、 100〜 700℃の温度範囲で4時間熱処理を行って複
数の磁石体試料を得、実施例1と同様にこれらの磁気特
性をB−Hトレーサーによって測定した。
【0030】図4は、磁石体試料の保磁力 iHc に及ぼ
す熱処理温度の影響を見たものである。同図より、保磁
力 iHc は熱処理温度が350 ℃付近でピークとなるが、
100〜600 ℃の温度範囲であれば、2500Oe 以上の優れ
た保磁力 iHc が得られることが明らかとなった。な
お、 700℃で熱処理を行った磁石体試料の表面にはSn
の溶融痕跡が一部認められた.
す熱処理温度の影響を見たものである。同図より、保磁
力 iHc は熱処理温度が350 ℃付近でピークとなるが、
100〜600 ℃の温度範囲であれば、2500Oe 以上の優れ
た保磁力 iHc が得られることが明らかとなった。な
お、 700℃で熱処理を行った磁石体試料の表面にはSn
の溶融痕跡が一部認められた.
【0031】実施例7 実施例.1と同様にして製作した、Sm 2 (Fe 0.9 C
o 0.1 )17N3 組成を有する平均粒径25μmの粉末に、
Sn −Zn 合金粉末を5重量%添加混合した。この混合
粉末を、一方は15 kOe の磁界を印加しながら5 Ton/
cm2 の圧力で圧縮成形した後、電気炉に装入して、 350
℃で4時間熱処理を行い、磁石体試料31とした。他
方、成形金型を 350℃に加熱して、15 kOe の磁界を同
様に印加しながら2 Ton/cm2 の圧力で5分間温間圧縮
成形を行い、磁石体試料32とした。得られた磁石試料
31,32の磁気特性(BHmax )は、それぞれ13.3M
GOe ,13.7MGOe であり、温間成形を行うことによ
り本願発明の一要件である熱処理を省略できることが明
らかになった。
o 0.1 )17N3 組成を有する平均粒径25μmの粉末に、
Sn −Zn 合金粉末を5重量%添加混合した。この混合
粉末を、一方は15 kOe の磁界を印加しながら5 Ton/
cm2 の圧力で圧縮成形した後、電気炉に装入して、 350
℃で4時間熱処理を行い、磁石体試料31とした。他
方、成形金型を 350℃に加熱して、15 kOe の磁界を同
様に印加しながら2 Ton/cm2 の圧力で5分間温間圧縮
成形を行い、磁石体試料32とした。得られた磁石試料
31,32の磁気特性(BHmax )は、それぞれ13.3M
GOe ,13.7MGOe であり、温間成形を行うことによ
り本願発明の一要件である熱処理を省略できることが明
らかになった。
【0032】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように本発明にか
かる希土類ボンド磁石の製造方法によれば、合金粉末へ
の低融点金属または合金添加とその後の熱処理との組合
せにより、平均粉末粒径が20〜 150μmの粗粉末を用い
ても磁気特性に優れた磁石体を製造することができ、高
圧力で圧縮成形する必要がなくなって型寿命が延長し、
製造性の大幅な向上を達成できる。また粗粉末を使用す
るために、粉末の酸化が抑制でき、得られた磁石体の耐
久信頼性が著しく向上する。
かる希土類ボンド磁石の製造方法によれば、合金粉末へ
の低融点金属または合金添加とその後の熱処理との組合
せにより、平均粉末粒径が20〜 150μmの粗粉末を用い
ても磁気特性に優れた磁石体を製造することができ、高
圧力で圧縮成形する必要がなくなって型寿命が延長し、
製造性の大幅な向上を達成できる。また粗粉末を使用す
るために、粉末の酸化が抑制でき、得られた磁石体の耐
久信頼性が著しく向上する。
【図1】磁石体試料の最大磁気エネルギー積BHmax 、
保磁力 iHc および残留磁束密度Br に及ぼす合金粉末
の平均粒径の影響を示すグラフである。
保磁力 iHc および残留磁束密度Br に及ぼす合金粉末
の平均粒径の影響を示すグラフである。
【図2】合金粉末の酸化重量増加に及ぼす平均粉末粒径
と保持時間の影響を示すグラフである。
と保持時間の影響を示すグラフである。
【図3】最大磁気エネルギー積BHmax と磁石体密度に
及ぼす平均粉末粒径と成形圧力の影響を示すグラフであ
る。
及ぼす平均粉末粒径と成形圧力の影響を示すグラフであ
る。
【図4】保磁力 iHc に及ぼす熱処理温度の影響を示す
グラフである。
グラフである。
Claims (2)
- 【請求項1】 希土類金属(R),Fe およびNを主成
分とし、かつTh 2Zn 17またはTh Mn 12型結晶構造
の化合物を主相とする平均粒径20〜 150μmの合金粉末
に、Sn ,Zn ,Pb ,In ,Al ,Mg の少なくとも
一種から成る金属粉末を3〜30重量%混合し、この混合
粉末を圧縮成形した後、 100〜 600℃の温度範囲で熱処
理を行なうことを特徴とする希土類ボンド磁石の製造方
法。 - 【請求項2】 圧縮成形を 100〜 600℃で行い、その後
の熱処理を省略することを特徴とする請求項1に記載の
希土類ボンド磁石の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4194911A JPH0620815A (ja) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | 希土類ボンド磁石の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4194911A JPH0620815A (ja) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | 希土類ボンド磁石の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0620815A true JPH0620815A (ja) | 1994-01-28 |
Family
ID=16332394
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP4194911A Pending JPH0620815A (ja) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | 希土類ボンド磁石の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0620815A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20220199321A1 (en) * | 2020-12-17 | 2022-06-23 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Rare-earth magnet and method of manufacturing the same |
-
1992
- 1992-06-29 JP JP4194911A patent/JPH0620815A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20220199321A1 (en) * | 2020-12-17 | 2022-06-23 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Rare-earth magnet and method of manufacturing the same |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP0898778B1 (en) | Bonded magnet with low losses and easy saturation | |
JP2001093713A (ja) | 多元系希土類−鉄格子浸入型永久磁石材料、およびそれからなる永久磁石、ならびにそれらの製造方法 | |
EP0249973B1 (en) | Permanent magnetic material and method for producing the same | |
EP0302947B1 (en) | Rare earth element-iron base permanent magnet and process for its production | |
JPH04184901A (ja) | 希土類鉄系永久磁石およびその製造方法 | |
JPH01219143A (ja) | 焼結永久磁石材料とその製造方法 | |
JP3118740B2 (ja) | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 | |
JPH0320046B2 (ja) | ||
JP3248077B2 (ja) | 希土類−鉄−窒素系永久磁石の製造方法 | |
JP2002043110A (ja) | R2t17nx系磁石材料の磁気異方性凝集体とその製造方法およびボンド磁石 | |
JPH06279915A (ja) | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 | |
JP2739860B2 (ja) | 磁性材料、それから成る磁石及びそれらの製造方法 | |
JPH0620815A (ja) | 希土類ボンド磁石の製造方法 | |
JP3168484B2 (ja) | 希土類−鉄−窒素系永久磁石の製造方法 | |
JP2720039B2 (ja) | 耐食性のすぐれた希土類磁石材料 | |
JPS6386502A (ja) | 希土類磁石とその製造方法 | |
JPH05315114A (ja) | 希土類磁石材料の製造方法 | |
JPH0525592A (ja) | 希土類磁石材料 | |
JPH04365840A (ja) | 希土類磁石材料 | |
JPH05230502A (ja) | 希土類ボンド磁石の製造方法 | |
JPH04318152A (ja) | 希土類磁石材料およびその製造方法 | |
JPH0521217A (ja) | 希土類ボンド磁石の製造方法 | |
JPH08111305A (ja) | 希土類磁石材料および希土類ボンド磁石 | |
JPH0677025A (ja) | 希土類−鉄−窒素系永久磁石の製造方法 | |
JPH07197102A (ja) | 希土類合金粉末およびそのボンド磁石 |